(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉを０．８０〜１．１５質量％、Ｆｅを０．２〜０．５質量％、Ｃｕを３．８〜５質量％、Ｍｎを０．８〜１．１５質量％、Ｍｇを０．５〜０．８質量％、Ｚｒを０．０５〜０．１３質量％、ＴｉをＺｒとの添加量合計で０．２質量％以下含有し、さらにＣｕ／Ｍｇ比が８以下を満たし、Ｔｉは、ＴｉおよびＢを５：１の割合で含むＡｌマスター合金（５Ｔｉ−１Ｂ母合金）の形態で添加されて、そのときのＴｉ／Ｚｒ比が０．３以上を満たし、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる合金組成を備え、
上記合金組成のアルミニウム合金溶湯を連続鋳造して得られる、デンドライト２次アーム間隔（ＤＡＳ）が４０μｍ以下で、晶出物の平均粒径が８μｍ以下の組織を有するアルミニウム合金鋳塊に対して、４５０〜５１０℃の温度条件で１時間以上保持する均質化処理が施されたアルミニウム合金鋳造品により構成されたことを特徴とするアルミニウム合金鍛造素材。
【請求項２】
請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造素材に対して、４００〜５１０℃の温度条件で熱間鍛造が行われたことを特徴とするアルミニウム合金鍛造品。
【請求項３】
請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造素材に対して、熱間鍛造が行われさらに、４５０〜５１０℃の温度条件で溶体化処理が施されたことを特徴とするアルミニウム合金鍛造品。
【請求項４】
Ｓｉを０．８０〜１．１５質量％、Ｆｅを０．２〜０．５質量％、Ｃｕを３．８〜５質量％、Ｍｎを０．８〜１．１５質量％、Ｍｇを０．５〜０．８質量％、Ｚｒを０．０５〜０．１３質量％、ＴｉをＺｒとの添加量合計で０．２質量％以下含有し、さらにＣｕ／Ｍｇ比が８以下を満たし、Ｔｉは、５Ｔｉ−１Ｂ母合金の形態で添加されて、そのときのＴｉ／Ｚｒ比が０．３以上を満たし、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金組成の溶湯を、連続鋳造することによって、デンドライト２次アーム間隔（ＤＡＳ）が４０μｍ以下で、晶出物の平均粒径が８μｍ以下の組織を有するアルミニウム合金鋳塊を得る工程と、
前記アルミニウム合金鋳塊に対して、４５０〜５１０℃の温度で１時間以上保持する均質化処理を施こしてアルミニウム合金鋳造品を得る工程と、を含み、
前記アルミニウム合金鋳造品をアルミニウム合金鍛造素材として構成するものとしたことを特徴とするアルミニウム合金鍛造素材の製造方法。
【請求項５】
請求項４に記載の製造方法によって得られたアルミニウム合金鍛造素材に対して、４００〜５１０℃の温度条件で熱間鍛造を行ってアルミニウム合金鍛造品を得るようにしたことを特徴とするアルミニウム合金鍛造品の製造方法。
【請求項６】
請求項４に記載の製造方法によって得られたアルミニウム合金鋳造素材に対して、熱間鍛造を行った後さらに、
４５０〜５１０℃の温度条件で溶体化処理を施して、アルミニウム合金鍛造品を得るようにしたことを特徴とするアルミニウム合金鍛造品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、強度および表面色調に優れたアルミニウム合金鍛造品を得ることができるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系のアルミニウム合金鍛造素材およびその関連技術に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、所定の強度が必要なオートバイの構造用部品等において、軽量化を図るために、アルミニウム合金の鍛造品が多く用いられるようになっている。
【０００３】
例えば２０１４合金製の押出品を鍛造加工することによって、オートバイ部品等が製作されているのは周知である。通常の２０１４合金の押出品は鍛造後に行われるＴ６と称される熱処理（Ｔ６熱処理）工程において、粗大再結晶を生じ、その後、酸洗浄を行うことにより、製品表面のマクロ模様が現れてしまう。そこで下記特許文献１に示すように、人目につきやすい箇所で使用される部品の場合には、酸洗浄後にショットブラスト等の表面加工を行うようにしている。
【特許文献１】特開平６−２４０４２０号公報（特許請求の範囲、図１）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、上記特許文献１に示す従来の鍛造品では、表面のマクロ模様を、ショットブラスト等の表面加工等により修正するようにしているため、表面加工を行う分、生産効率の低下および生産コストの上昇を来すという問題が発生する。
【０００５】
また、２０１４合金押出品を用いて製造される鍛造品は、鍛造素材としての押出品の押出方向に平行な方向に対しては高い伸びを示すが、押出方向に直交する方向に対しての伸びは低くなる等、機械的強度が不十分であるという問題もあった。このため例えば、押出方向に直交する方向の引き裂き破壊を抑制するために、その方向の寸法が大きくなるように設計を行う必要があるが、そうすると、高重量化を来たし、軽量化が求められるオートバイ部品等にとっては望ましいものではなかった。
【０００６】
この発明は、上記の課題に鑑みてなされたものであり、生産効率の向上および生産コストの削減を図りつつ、良好な表面色調および十分な強度を有する鍛造品を得ることができるアルミニウム合金鍛造素材およびその関連技術を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記目的を達成するため、本発明は以下の構成を要旨とするものである。
【０００８】
［１］
【発明の効果】
【０００９】
発明［１］のアルミニウム合金鍛造素材によれば、生産効率の向上および生産コストの削減を図りつつ、良好な表面色調および十分な強度を有する鍛造品を得ることができる。
【００１０】
発明［２］によれば、上記と同様に、生産効率の向上および生産コストの削減を図りつつ、良好な表面色調および十分な強度を有する鍛造品を提供することができる。
【００１１】
発明［３］によれば、より一層強度の高い鍛造品を提供することができる。
【００１２】
発明［４］のアルミニウム合金鍛造素材の製造方法によれば、上記と同様の作用効果を有する鍛造品を得ることができる。
【００１３】
発明［５］［６］によれば、上記と同様の作用効果を有する鍛造品を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明のアルミニウム合金鍛造素材は、アルミニウム合金鋳造品をもって構成されている。
【００１５】
上記アルミニウム合金鋳造品は、特有の組成を有するアルミニウム合金溶湯を連続鋳造して得られたアルミニウム合金鋳塊に対して、所定の熱処理（均質化処理）を施して作製するものである。
【００１６】
本発明において、上記アルミニウム合金溶湯（鋳塊）の組成は、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｚｒ、５Ｔｉ−１Ｂ母合金（ＴｉおよびＢを５：１の割合で含むＡｌマスター合金）の形態で添加されるＴｉを含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなっている。
【００１７】
以下に、上記合金組成の各成分および含有率（質量％）について詳細に説明する。
【００１８】
Ｓｉは、ＣｕおよびＭｇと共存することで機械的強度を向上させる元素であり、その効果を確実に得るために、Ｓｉの含有率を０．８０〜１．１５質量％に調整する必要がある。
【００１９】
Ｓｉの含有率が０．８０質量％未満の場合には、上記の効果を十分に得ることができず、逆に含有率が１．１５質量％を超える場合には、Ａｌ−Ｓｉ系の粗大晶出物が増加し、鍛造時の塑性加工性を阻害したり、あるいは、鍛造後の製品における延性、靭性、疲労強度が低下するおそれがあり、望ましくない。
【００２０】
Ｆｅは、鋳造時の鋳塊割れを抑制し、粗大再結晶を抑制する元素であり、その効果を確実に得るために、Ｆｅの含有率を０．２〜０．５質量％に調整する必要がある。
【００２１】
Ｆｅの含有率が０．２質量％未満の場合には、上記の効果を十分に得ることができず、逆に含有率が０．５質量％を超える場合には、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の粗大晶出物が増加し、鍛造時の塑性加工性を阻害したり、あるいは、鍛造後の製品における延性、靭性、疲労強度が低下するおそれがあり、望ましくない。
【００２２】
Ｃｕは、ＣｕＡｌ2 粒子を析出させ、さらに、Ｍｇと共存することによりＣｕＭｇＡｌ2 粒子を析出させて機械的強度を向上させる元素であり、その効果を確実に得るために、Ｃｕの含有率を３．８〜５質量％に調整する必要がある。
【００２３】
Ｃｕの含有率が３．８質量％未満の場合には、上記の効果を十分に得ることができず、５質量％を超える場合には、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の粗大晶出物が増加し、鍛造時の塑性加工性を阻害したり、あるいは、鍛造後の製品における延性、靭性、疲労強度が低下するおそれがあり、望ましくない。
【００２４】
Ｍｎは、粗大再結晶を抑制する元素であり、その効果を確実に得るために、Ｍｎの含有率を０．８〜１．１５質量％に調整する必要がある。
【００２５】
Ｍｎの含有率が０．８質量％未満の場合には、上記の効果を十分に得ることができず、逆に１．１５質量％を超える場合には、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の粗大晶出物が増加し、鍛造時の塑性加工性を阻害したり、あるいは、鍛造後の製品における延性、靭性、疲労強度が低下するのおそれがあり、望ましくない。
【００２６】
ＭｇはＣｕと共存する事によりＣｕＭｇＡｌ2 粒子を析出させて機械的強度を向上させる元素であり、その効果を確実に得るために、Ｍｇの含有率を０．５〜０．８質量％に調整する必要がある。
【００２７】
Ｍｇの含有率が０．５質量％未満の場合には、上記の効果を十分に得ることができず、逆に０．８質量％を超える場合には、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の粗大晶出物が増加し、鍛造時の塑性加工性を阻害したり、あるいは、鍛造後の製品における延性、靭性、疲労強度が低下するおそれがあり、望ましくない。
【００２８】
Ｚｒは粗大再結晶を抑制する元素であり、その効果を確実に得るために、Ｚｒ単独の含有量を０．０５〜０．１３質量％で、かつＺｒおよびＴｉの含有量合計が０．２質量％以下に調整する必要がある。すなわちＺｒの含有率が０．０５質量％未満では上記の効果を十分に得ることができず、望ましくない。逆にＺｒの含有率が多過ぎる場合には、以下の理由により望ましくない。
【００２９】
すなわちＺｒの含有量が多いと、その多量のＺｒが、鋳造時の結晶粒微細化のために５Ｔｉ−１Ｂ母合金の形態で添加されるＴｉＢ2 のＢと反応して、ＺｒＢ2 を生成し、結晶粒微細化を阻害してしまうため、ＴｉＢ2 を大量に添加する必要が生じる。しかしながら、ＴｉＢ2 およびＺｒＢ2 は硬質粒子であるため、製品の切削加工時のバイト寿命を短くしてしまうおそれがあり、Ｚｒの大量の添加は望ましくない。具体的には、Ｚｒの添加量としては、０．１３質量％以下で、かつＴｉとＺｒの添加量合計が０．２質量％以下とすることが望ましい。
【００３０】
また本発明においては、含有成分としてのＣｕおよびＭｇにおけるＣｕ／Ｍｇ比を８以下に調整する必要がある。
【００３１】
すなわちＣｕとＭｇとは添加割合によって、ＣｕＡｌ2 粒子のみが存在する領域（ＣｕＡｌ2 単相領域）と、ＣｕＡｌ2 粒子とＣｕＭｇＡｌ2 粒子が共存する領域（ＣｕＡｌ2 ＋ＣｕＭｇＡｌ2 ２相領域）と、が形成される。このうちＣｕＡｌ2 単相領域のＡｌ合金は、ＣｕＡｌ2 ＋ＣｕＭｇＡｌ2 ２相領域のＡｌ合金に比べて大幅に機械的強度が低下するが、これらの領域は、Ｃｕ／Ｍｇ比によって変化する。具体的にはＣｕ／Ｍｇ比が８より大きい場合には、ＣｕＡｌ2 単相領域となり、Ｃｕ／Ｍｇ比が８より小さい場合には、ＣｕＡｌ2 ＋ＣｕＭｇＡｌ2 ２相領域となる。このため、Ｃｕ／Ｍｇ比が８以下となるようにＣｕおおびＭｇの添加量を制御するのが望ましい。
【００３２】
さらに本発明においては、含有成分としてのＴｉおよびＺｒにおけるＴｉ／Ｚｒ比を０．３以上に調整する必要がある。
【００３３】
すなわちＴｉは５Ｔｉ−１Ｂ母合金にて添加し、そのときのＴｉ／Ｚｒ比を０．３以上に調整する必要がある。前述したように、Ｚｒは、鋳造時の結晶粒微細化のために添加されるＴｉＢ2 のＢと反応して、ＺｒＢ2 を生成し、結晶粒微細化を阻害するおそれがある。そのため、Ｚｒ添加量に対するＴｉＢ2 添加量が少ないと、鋳造時の結晶粒が粗くなり、機械的強度および伸びの低下を生じさせ、さらには、鋳造時に鋳塊の割れを生じさせるおそれがある。従って５Ｔｉ−１Ｂ母合金にて添加したときのＴｉ／Ｚｒ比が０．３以上となるようにＴｉＢ2 およびＺｒの添加量を制御することが望ましい。
【００３４】
本発明のアルミニウム合金溶湯（鋳塊）の組成は、上記の各元素を上記の割合で含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物（不可避成分）からなるものである。
【００３５】
本発明においては、上記合金組成のアルミニウム合金溶湯を連続鋳造して、アルミニウム合金鋳塊を得るものである。
【００３６】
本発明において、上記のアルミニウム合金鋳塊は、デンドライト２次アーム間隔（ＤＡＳ）を４０μｍ以下に調整する必要がある。
【００３７】
すなわちアルミニウム合金鋳塊におけるＤＡＳが４０μｍを超える場合、機械的強度が低下して所望の高い強度が得られない恐れがあり、望ましくない。従って本発明においては、ＤＡＳを４０μｍ以下、より好ましくは２０μｍ以下にするのが良い。
【００３８】
なお本発明において、ＤＡＳは、軽金属学会発光の『軽金属（１９８８）、Ｖｏｌ．３８、Ｎｏ．１、ｐ４５』に記載された『デンドライトアームスペーシング測定手法』に従って測定したものである。
【００３９】
また本発明のアルミニウム合金鋳塊は、晶出物の平均粒径を８μｍ以下に調整する必要がある。すなわち晶出物の平均粒径が８μｍ以下であれば、鍛造時の塑性加工性が良好で、製品における延性、靭性、疲労強度も良好となる。
【００４０】
なおこの発明において晶出物とは、Ａｌ−Ｓｉ系の晶出物、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の晶出物、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の晶出物が結晶粒界に粒状または片状に晶出したものを言う。
【００４１】
本発明において、上記のアルミニウム合金鋳塊に対して均質化処理を行って、アルミニウム合金鋳造品を得るものである。この均質化処理は、アルミニウム合金鋳塊を４５０〜５１０℃の温度条件で１時間以上保持する処理である。
【００４２】
ここで均質化処理の温度が４５０℃よりも低い場合には、溶質原子の拡散速度が遅いため、ミクロ偏析が残存することになり、鍛造時の塑性加工性を阻害するおそれがあり、さらに処理時間が１時間未満の場合であっても、溶質原子が拡散に要する時間を確保できないため、処理温度が低過ぎる場合と同様の弊害を生じるおそれがある。従って均質化処理においては上記の温度条件で１時間以上保持する必要がある。
【００４３】
また処理温度が５１０℃よりも高い場合、ＭｎおよびＺｒの再結晶抑制効果が損なわれ、製品内部及び表面にて粗大再結晶が生じるおそれがあり、好ましくない。
【００４４】
また本発明のアルミニウム合金鍛造素材は、上記のように得られたアルミニウム合金鋳造品によって構成されるものである。
【００４５】
さらに本発明は、上記アルミニウム合金鍛造素材を、鍛造加工して得られるアルミニウム合金鍛造品も対象として含まれている。
【００４６】
すなわち本発明においては、上記アルミニウム合金鍛造素材を、４００〜５１０℃の温度条件で熱間鍛造することによって鍛造品を得るものである。この場合、アルミニウム合金鍛造素材に対しては、押出加工を行わずに、鍛造加工を行うものである。
【００４７】
この熱間鍛造において、鍛造時の温度が４００℃よりも低い場合には、鍛造時の塑性加工性が悪化し、所望の形状の鍛造品を確実に得ることが困難になるばかりか、鍛造用金型の破損や鍛造品の割れを生じるおそれがある。逆に熱間鍛造時の温度が５１０℃よりも高い場合には、共晶融解により、鍛造品の表面付近に穴欠陥や、Ｃｕなどの融点が低い金属の凝集が生じるおそれがある。従って本発明において、熱間鍛造は、４００〜５１０℃の温度条件で行うことが望ましい。
【００４８】
さらに本発明においては、上記のように得られたアルミニウム合金鍛造品に対して、４５０〜５１０℃の温度条件で溶体化処理を行うことによって、鍛造品の機械的強度をより一層を向上させることができる。
【００４９】
この溶体化処理時において、温度が４５０℃よりも低い場合には、析出強化元素の固溶量が少なくなるため、その後の時効処理での析出量が少なくなり、十分な機械的強度を得ることが困難になるおそれがある。逆に溶体化処理時の温度が５１０℃よりも高い場合には、共晶融解により、鍛造品の表面付近に穴欠陥や、Ｃｕなどの融点が低い金属の凝集が生じるおそれがある。従って本発明において、溶体化処理は４５０〜５１０℃の温度条件で行うことが望ましい。
【００５０】
以上のように得られた本発明の鍛造品は、後述の実施例から明らかように、引張強度、０．２％耐力および破断伸び等の機械的強度に優れたものとなる。
【００５１】
参考までに図１に示すように、アルミニウム合金鍛造素材を押出加工して得られた押出品を、鍛造加工することによって、オートバイのキックペダル（１）を作製した場合、押出時の押出方向に平行な方向に対しては高い伸びを示すが、押出方向に直交する方向に対しての伸びは不本意にも低くなる傾向にある。従って従来の鍛造品（キックペダル１）において、シャフト（２）が挿入固定される部分は、引き裂き破壊を抑制するために、押出方向に対し直交する方向の寸法が大きくなるように設計を行う必要がある。このためシャフト固定部のサイズを大きくせざるを得ず、ひいてはキックペダル（１）全体の大型高重量化を来すおそれがある。
【００５２】
これに対し、本願発明に準拠して得られた鍛造品（キックペダル１）では、破断伸び等の機械的強度に優れているため、シャフト固定部のサイズが小さくとも、引き裂き破壊を確実に防止でき、キックペダル自体の小型軽量化を図ることができる。
【実施例】
【００５３】
後述の実施例１〜４および比較例１〜１１の各サンプルを作製するために、アルミニウム溶湯に所定の添加金属を所定量投入し、８００±５０℃にて加熱した後、所定の温度まで降温し、保持した後、５Ｔｉ−１Ｂ母合金を添加して保持した。こうして得られたアルミニウム溶湯を金型に鋳込んで、図２に示すように、各実施例および各比較例に対応するディスクサンプル（合金サンプル）をそれぞれ作製し、ＪＩＳ  Ｈ  １３０５に記載の発光分光分析により各合金サンプルの組成成分をそれぞれ分析して確認した。これらの分析結果を表１にまとめて示す。
【００５４】
【表１】
0005209955.tif 000002
【００５５】
その後、実施例および比較例の各合金サンプルに対して、７００±５０℃に降温させた後、ホットトップ鋳造機を用いて直径８０ｍｍの丸棒をそれぞれ連続鋳造して定尺に切断し、表１に示す温度条件で均質化処理を施して、鋳造品としての連続鋳造丸棒を得、その後、連続鋳造丸棒を切断して鍛造素材を得た。
【００５６】
次に実施例１〜４および比較例４〜１１の合金サンプル（鍛造素材）に対しては、表１に示す鍛造温度条件で予備加熱した後、丸棒側面方向から厚さ２０ｍｍに据え込み加工（熱間鍛造）を行った。続けて据込品（鍛造品）に表１に示す温度条件で溶体化処理を施した後、水冷し、さらに１８０℃で８時間の時効処理を施した。
【００５７】
一方、比較例１〜３の合金サンプル（鍛造素材）に対しては、押出機を用いて直径８０ｍｍの丸棒をそれぞれ押出して定尺に切断した後、熱間鍛造および溶体化処理を行った。
【００５８】
こうして得られた各サンプル（試料）を、ＪＩＳ  Ｚ  ２３４３−１に記載された溶剤除去性浸透探傷試験（カラーチェック）に準拠して、サンプル表面の割れおよび穴欠陥の有無を確認した。
【００５９】
さらに各サンプルを切断し、断面を研磨しミクロ組織観察を行い、晶出物の平均粒径を測定した。
【００６０】
その後、研磨したサンプルをエッチングし、金属顕微鏡にて観察し、ＤＡＳを測定した。
【００６１】
また各サンプルを、光路に偏光ガラスを挿入した金属顕微鏡にて観察し、表面および内部における粗大再結晶の有無を確認した。さらに元々の素材長手方向に平行な方向（Ｌ方向）および直交する方向（ＬＴ方向）からＪＩＳ１４Ａ比例試験片を採取し、引張強度、０．２％耐力、破断伸びをそれぞれ測定した。
【００６２】
なお引き裂き破壊性を示す指標としては、Ｌ方向に対するＬＴ方向の特性低下の割合を算出した。
【００６３】
これらの試験結果を表２にまとめて示す。
【００６４】
【表２】
0005209955.tif 000003
【００６５】
＜評価＞
実施例１〜４については、本発明の要件（要旨）を全て満たしているため、サンプルに割れおよび穴欠陥は発生せず、表面および内部共に、粗大な再結晶は認められなかった。また、引張強度、０．２％耐力、破断伸びについても、優れた特性が得られ、Ｌ方向に対するＬＴ方向の特性低下の割合も僅かなものであり、実使用する上で問題のない程度であった。
【００６６】
さらに本実施例１〜４の鍛造加工後のサンプル（鍛造品）においては、平均粒径５００μｍ以上の粗大結晶粒の発生を抑えることができた。つまり目視では認識できない程度の細かい結晶粒で構成されたマクロ模様を得ることができ、表面色調が良好なものであった。
【００６７】
これに対し、比較例１〜３では、連続鋳造品とは異なる押出品を鍛造用素材として使用しているため、表面および内部にて粗大再結晶を生じ、さらに、Ｌ方向に対するＬＴ方向の引張強度、０．２％耐力、破断伸びが低下していた。特に破断伸びの低下幅が大きくなっていた。
【００６８】
比較例４では、Ｆｅ、Ｍｎの添加量が多すぎるため、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系の粗大晶出物が発生し、晶出物の平均粒径が大きくなっている。従って、熱間鍛造時に晶出物を基点に割れが発生した。
【００６９】
比較例５では、Ｓｉの添加量が多すぎるため、Ａｌ−Ｓｉ共晶が発生し、晶出物の平均粒径が大きくなっている。このため、破断伸びが大幅に低下していた。
【００７０】
比較例６では、Ｃｕ、Ｍｇの添加量が少な過ぎ、かつ、Ｃｕ／Ｍｇ比が８以下を満たしていないため、引張強度および０．２％耐力が大幅に低下していた。
【００７１】
比較例７では、Ｍｎ、Ｚｒの添加量が少ないため、表面部で粗大再結晶が生じていた。
【００７２】
比較例８では、Ｔｉ添加量が少なく、かつ、Ｔｉ／Ｚｒ比が０．３以上を満たしていないため、鋳造時の微細化不足により、破断伸びが低下していた。
【００７３】
比較例９では、均質化処理温度が高過ぎたため、共晶融解を生じ、サンプル（鍛造品）の表面に穴欠陥を生じていた。
【００７４】
比較例１０では、鍛造温度が高過ぎたため、共晶融解を生じ、サンプル（鍛造品）の表面に穴欠陥を生じていた。
【００７５】
比較例１１では、溶体化温度が低過ぎたため、析出強化元素の固溶が十分に行われず、析出量が不足し、引張強度、０．２％耐力が低下していた。
【００７６】
以上の結果から明らかなように、本発明の要旨を満足するアルミニウム合金鍛造素材および鍛造品によれば、合金組成、鋳造条件、均質化処理条件、鍛造温度および溶体化温度等を適宜調整しているため、引き裂き破壊性および表面色調に優れた高強度のアルミニウム合金の鍛造素材および鍛造品が得ることができた。
【産業上の利用可能性】
【００７７】
この発明のアルミニウム合金鋳造素材は、高品質のアルミニウム合金鍛造品を製造するための鍛造技術に適用可能である。
【図面の簡単な説明】
【００７８】
【図１】アルミニウム合金鍛造品の一例を示す斜視図である。
【図２】実施例および比較例に採用された合金サンプルを示す斜視図である。
【符号の説明】
【００７９】
１…キックペダル（鍛造品）
【図１】
0005209955.tif 000004
【図２】
0005209955.tif 000005